(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
高配向性ダイヤモンド膜を合成する工程と、前記高配向性ダイヤモンド膜の表面を研磨する工程と、この表面研磨された高配向性ダイヤモンド膜に対して、負のバイアス電圧を印加しながら、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理を施して、研磨疵による凹凸及び研磨により生じた表面欠陥部分にダイヤモンドを蒸着させて前記高配向性ダイヤモンド膜の表面を平坦化するバイアス印加成長処理工程と、を有することを特徴とする高配向性ダイヤモンド膜の製造方法。
【請求項２】
前記バイアス印加成長処理工程の前に、前記表面研磨された高配向性ダイヤモンド膜に対して、負のバイアス電圧を印加せずに、水素ガス中又は水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理を施す第１のプラズマ処理工程を有することを特徴とする請求項１に記載の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法。
【請求項３】
前記バイアス印加成長処理工程後の高配向性ダイヤモンド膜に対して、負のバイアス電圧を印加せずに、水素ガス中又は水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理を施す第２のプラズマ処理工程を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法。
【請求項４】
前記バイアス印加成長処理工程において使用する水素ガスで希釈された炭素原子を含むガスは、炭素原子の量（モル）と水素原子の量（モル）との比（Ｃ／Ｈ）が１００乃至２６００００ｐｐｍであることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法。
【請求項５】
前記バイアス印加成長処理工程において、前記水素ガスで希釈された炭素原子を含むガスのガス圧を１３３３乃至１６０００Ｐａとすることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法。
【請求項６】
前記水素ガスで希釈された炭素原子を含むガスは、メタンガスを水素ガスで希釈したものであり、前記メタンガスの濃度が０．５体積％以下であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法。
【請求項７】
メタンガス濃度が０．１体積％以下であることを特徴とする請求項６に記載の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法。
【請求項８】
前記負のバイアス電圧が−３００乃至−１００Ｖであることを特徴とする請求項１乃至７のいずれか１項に記載の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法。
【請求項９】
前記バイアス印加成長処理工程において、前記マイクロ波プラズマ処理を５乃至６０分間行うことを特徴とする請求項１乃至８のいずれか１項に記載の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、結晶粒子が高度に配向した高配向性ダイヤモンド膜及びその製造方法に関し、特にトランジスタ及びダイオード等の電子デバイス用途に好適な高配向性ダイヤモンド膜の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ダイヤモンドは、（ａ）室温における熱伝導率が物質中で最も高い、（ｂ）バンドギャップが５．５ｅＶと広い、（ｃ）電子及びホールの移動度並びに飽和速度が大きい、（ｄ）絶縁破壊電界が高い、（ｅ）誘電率及び誘電損失が小さい、（ｆ）耐熱性が高い、（ｇ）放射線損失が小さい等、他の半導体材料に比べて、電子デバイスに必要とされる特性が格段に優れている。このため、ダイヤモンドは、超高性能の耐環境電子デバイス及び高周波デバイス等への応用が期待されている。
【０００３】
ダイヤモンドをこのような分野に応用するためには、表面が平坦で、欠陥密度が小さく、且つ大面積のダイヤモンド膜が必要であり、このようなダイヤモンド膜としては、単結晶ダイヤモンドにより構成されていることが望ましい。しかしながら、現在作製されている単結晶ダイヤモンド膜の面積は数ｍｍ角程度であり、これ以上の面積拡大を実現するためには、多くの技術的課題がある。
【０００４】
そこで、近時、単結晶ダイヤモンド膜の代替として、高配向性ダイヤモンド膜が検討されている。図３は高配向性ダイヤモンド膜の表面のＳＥＭ（Scanning Electron Microscope：走査型電子顕微鏡）写真である。高配向性ダイヤモンド膜は、広義には多結晶膜に分類されるが、図３に示すように、四角形状のダイヤモンド（１００）結晶面の全てが略同一方向を向いており、また各面の膜表面に対する傾きも略５゜以下であり、膜表面は比較的平坦である。このように、高配向性ダイヤモンド膜は、結晶粒子の方位が略揃っているため、粒子間におけるキャリア（電子及び正孔）の散乱並びにトラップが少なく、電気的特性が優れているという特徴がある。また、高配向性ダイヤモンド膜は、通常の多結晶膜に比べて表面近傍における結晶欠陥密度が小さく、表面近傍でのキャリア移動度が多結晶膜に比べて２桁程度大きくなることも知られている。
【０００５】
従来、このような高配向性ダイヤモンド膜を形成する方法が提案されている（例えば特許文献１乃至３参照）。特許文献１には、単結晶シリコン基板表面を炭素含有プラズマに曝して前処理し、基板表面上の核生成の完了をモニターしながら、この前処理した表面にバイアスを印加して、配向性ダイヤモンド結晶を成長させるための基板表面の核生成を行った後、炭素含有プラズマから核生成した表面に結晶ダイヤモンドを蒸着させる配向性ダイヤモンド膜の形成方法が開示されている。
【０００６】
また、特許文献２には、原料ガスとして体積割合で０．１乃至１０％の水素希釈した炭化水素を使用し、ガス圧を０．１３乃至６．６ｋＰａ（１乃至５０Ｔｏｒｒ）、基板温度を５００乃至１１００℃にすると共に、基板に−１００乃至−３５０Ｖの直流電圧を２０乃至２４０分間印加する高配向性ダイヤモンド薄膜の形成方法が開示されている。
【０００７】
更に、特許文献３に記載の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法は、少なくとも２段階の（００１）面選択条件による高配向性ダイヤモンド膜合成工程を有し、第１段階のダイヤモンド膜合成工程の成膜速度を、それ以降に行われる第２段階のダイヤモンド膜合成工程の成膜速度の１０分の１以下としている。そして、特許文献３には、全ての高配向性ダイヤモンド膜の合成工程が終了した後、第１段階の高配向性ダイヤモンド膜合成工程により得られた高配向性ダイヤモンド膜を研磨により取り除くことが開示されている。
【０００８】
【特許文献１】特許第３１９４８２０号公報
【特許文献２】特許第３１２４４２２号公報
【特許文献３】特開２００４−２９９９９７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかしながら、前述の従来の技術には以下に示す問題点がある。図３に示す従来の高配向性ダイヤモンド膜の表面には、各粒子間に０．５μｍ程度の段差があり、更に各粒子間に深さ１μｍ程度の溝が存在する場合もある。このため、特許文献３に記載されているように、従来の高配向性ダイヤモンド膜の形成方法においては、表面を更に平坦化するために、得られたダイヤモンド膜をその表面から数μｍ乃至数十μｍ程度だけ研磨除去している。図４は研磨処理後の高配向性ダイヤモンド膜表面のＳＥＭ写真である。図４に示すように、研磨処理後の高配向性ダイヤモンド膜の表面には、各粒子間に存在する深い溝及び隣接する粒子の境界部に存在する浅い溝が除去されずに残っている。また、研磨処理を実施すると、高配向性ダイヤモンド膜の表面に原子レベルでの多くの欠陥が生じることも知られている。
【００１０】
高配向性ダイヤモンド膜表面に、図４で確認されるようなマクロな欠陥及び研磨処理により生じる表面疵、並びに原子レベルでのミクロな欠陥が存在すると、表面に凹凸があるため、その上に電子デバイスを形成する際に精密な微細加工ができないという問題点がある。また、高配向性ダイヤモンド膜上に、更に、ダイヤモンド層を積層する場合には、下地となる高配向性ダイヤモンド膜表面の原子レベルの欠陥を引き継いで、積層したダイヤモンド層にも原子レベルの欠陥が生じるという問題点もある。このため、高配向性ダイヤモンド膜を使用した従来の電子デバイスでは、十分な特性が得られていない。
【００１１】
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、表面が平坦で、且つ表面欠陥が少ない高品質な高配向性ダイヤモンド膜が得られる高配向性ダイヤモンド膜の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明に係るダイヤモンド膜の製造方法は、高配向性ダイヤモンド膜を合成する工程と、前記高配向性ダイヤモンド膜の表面を研磨する工程と、この表面研磨された高配向性ダイヤモンド膜に対して、負のバイアス電圧を印加しながら、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理を施して、研磨疵による凹凸及び研磨により生じた表面欠陥部分にダイヤモンドを蒸着させて前記高配向性ダイヤモンド膜の表面を平坦化するバイアス印加成長処理工程と、を有することを特徴とする。
【００１３】
本発明においては、表面が研磨された高配向性ダイヤモンド膜に対して、負のバイアス電圧を印加しながら、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理を施しているため、高配向性ダイヤモンド膜の表面を平坦化することができると共に、研磨により生じた表面欠陥の密度を低減することができる。
【００１４】
この高配向性ダイヤモンド膜の製造方法は、前記バイアス印加成長処理工程の前に、前記表面研磨された高配向性ダイヤモンド膜に対して、負のバイアス電圧を印加せずに、水素ガス中又は水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理を施す第１のプラズマ処理工程、及び／又は、前記バイアス印加成長処理工程後の高配向性ダイヤモンド膜に対して、負のバイアス電圧を印加せずに、水素ガス中又は水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理を施す第２のプラズマ処理工程を有していてもよい。これにより、高配向性ダイヤモンド膜の表面をより平坦化することができると共に、研磨により生じた表面欠陥の密度を大幅に低減することができる。
【００１５】
また、前記バイアス印加成長処理工程において使用する水素ガスで希釈された炭素原子を含むガスは、炭素原子の量（モル）と水素原子の量（モル）との比（Ｃ／Ｈ）を１００乃至２６００００ｐｐｍとすることができる。これにより、効率的に高配向性ダイヤモンド膜の表面を平坦化すると共に、表面欠陥の密度を低減することができる。
【００１６】
また、前記バイアス印加成長処理工程において、前記水素ガスで希釈された炭素原子を含むガスのガス圧を１３３３乃至１６０００Ｐａとしてもよい。これにより、効率的に高配向性ダイヤモンド膜の表面を平坦化すると共に、表面欠陥の密度を低減することができる。
【００１７】
更に、前記水素ガスで希釈された炭素原子を含むガスは、例えばメタンガスを水素ガスで希釈したものであり、その場合、前記メタンガスの濃度が０．５体積％以下とすることが好ましく、より好ましくは、メタンガス濃度が０．１体積％以下である。
【００１８】
一方、前記負のバイアス電圧は、例えば−３００乃至−１００Ｖとすることができる。これにより、効率的に高配向性ダイヤモンド膜の表面を平坦化すると共に、表面欠陥の密度を低減することができる。
【００１９】
また、前記バイアス印加成長処理工程における前記マイクロ波プラズマ処理の時間は、５乃至６０分間としてもよい。これにより、効率的に高配向性ダイヤモンド膜の表面を平坦化すると共に、表面欠陥の密度を低減することができる。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、表面が研磨された高配向性ダイヤモンド膜を、負のバイアス電圧を印加しながら、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理しているため、表面が平坦で且つ表面欠陥が少ない高品質な高配向性ダイヤモンド膜を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
以下、本発明の実施の形態について添付の図面を参照して具体的に説明する。先ず、本発明の第１の実施形態の高配向性ダイヤモンド膜について説明する。本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜は、周知の方法で成膜された高配向性ダイヤモンド膜を表面研磨した後、更に、この表面研磨された高配向性ダイヤモンド膜に対して、負のバイアス電圧を印加しながら、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理するバイアス印加成長（ＢＥＧ：Bias Enhanced Growth）処理を施したものである。図１は本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の表面を示すＳＥＭ写真である。なお、図１においては、あえて結晶粒子間に深い溝が残っている領域を示している。図１に示すように、本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜は、図４に示す研磨処理後の高配向性ダイヤモンド膜に比べて、表面が平坦で且つ表面の欠陥の密度が低くなっている。
【００２２】
本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜は、表面研磨された高配向性ダイヤモンド膜にバイアス印加成長処理を施しているため、従来の高配向性ダイヤモンド膜に比べて、表面を平坦化することができると共に、表面欠陥を低減することができる。その結果、電子デバイス用途に適用した場合でも、優れた特性を得ることができる。
【００２３】
次に、本発明の第２の実施形態として、前述の第１の実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法について説明する。本発明者等は、表面研磨した高配向性ダイヤモンド膜を、負のバイアス電圧を印加しながら、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でプラズマ処理することにより、研磨疵による凹凸及び研磨により生じた表面欠陥部分にダイヤモンドが蒸着され、膜表面が平坦化されると共に、表面欠陥の密度が低減されることを見出した。
【００２４】
そこで、本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法においては、先ず、例えば表面が平滑な鋳鉄にダイヤモンド砥粒を分散させ、これにダイヤモンド膜を押し付けて研磨する方法等、周知の方法により成膜された高配向性ダイヤモンド膜の表面を研磨する。次に、この表面研磨された高配向性ダイヤモンドに対して、負のバイアス電圧を印加しながら、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理（バイアス印加成長処理）を施す。
【００２５】
研磨処理された高配向性ダイヤモンド膜に対するバイアス印加成長処理は、例えば、無機材研型のマイクロ波プラズマＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition：化学気相蒸着）装置により実施することができる。図２はＢＥＧ処理に使用するマイクロ波プラズマＣＶＤ装置の概略を示す図である。図２に示すように、本実施形態において使用するマイクロ波プラズマＣＶＤ装置は、チャンバ６内に、支持棒９に支持された基板支持台１０がその面を水平にして配置されている。この基板支持台１０上には、基板１１が載置されるようになっており、支持棒９の上下動により基板１１の上下位置が調節させるようになっている。
【００２６】
そして、基板１１の近傍のチャンバ６外には、マイクロ波を照射するためのマイクロ波導波管４がその長手方向を水平にして設置されている。この導波管４の一方の端部には、マイクロ波電源１と、このマイクロ波電源１から発振されたマイクロ波の反射波がマイクロ波電源１に入ることを防止するアイソレータ２と、この反射波が最小となるように調整するチューナ３とが設置されている。また、導波管４の他方の端部には、マイクロ波の共振位置を調整するか、又はプラズマ１３の発生位置を調整するプランジャ５が配置されている。
【００２７】
更に、チャンバ６の上端部には、処理用ガスの導入口７が設けられており、その下端部には真空ポンプに連結された排気口８が設けられている。これにより、排気口８を介してチャンバ６内を真空排気すると共に、導入口７を介して処理用ガスをチャンバ６内に供給する。また、チャンバ６内の基板ホルダ１０の近傍には、平板上の電極１２が基板ホルダ１０上の基板１１と対向するように配置されている。そして、この基板ホルダ１０と対向電極１２とは、外部の交流電源１４に接続されており、これにより、基板１１と電極１２との間には、交流電圧が印加されるようになっている。
【００２８】
本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法においては、バイアス印加成長処理する際に使用する水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス（以下、ＢＥＧ処理用ガスともいう）の組成は、炭素原子の量（モル）と水素原子の量との比（Ｃ／Ｈ）が１００乃至２６００００ｐｐｍであることが好ましい。Ｃ／Ｈが１００ｐｐｍ未満であるガスを使用した場合、水素プラズマによってダイヤモンド膜の表面が著しくエッチングされ、平坦な表面が得られないことがある。一方、Ｃ／Ｈが２６００００ｐｐｍを超えるガスを使用した場合、研磨面上に再度ダイヤモンドが合成され、高配向性ダイヤモンド膜を構成する各ダイヤモンド結晶粒子が不均一に成長し、却って表面に凹凸が生じ、研磨前の表面状態に戻ってしまうことがある。なお、このＢＥＧ処理用ガスの原子組成におけるＣ／Ｈの範囲が広いのは、高配向性ダイヤモンド膜を平坦化するための最適条件が、プラズマ処理時間及び基板温度等のガス組成以外の処理条件に強く影響されるためである。
【００２９】
また、ＢＥＧ処理用ガスにおける炭素原子の量（モル）と水素原子（モル）の量との比（Ｃ／Ｈ）は、１００乃至２０００ｐｐｍであることがより好ましい。但し、バイアス印加成長処理において最適なガス組成は、前述したように、プラズマ処理時間、基板温度、ガス圧及び成膜装置の構造等の各種処理条件に強く依存するため、このＣ／Ｈのより好ましい範囲は、単なる指針にすぎない。
【００３０】
このような原子組成をもつＢＥＧ処理用ガスとしては、例えば、メタン（ＣＨ４）ガス濃度が０．５体積％以下、より好ましくは０．１体積％以下になるように水素（Ｈ２）ガスで希釈したもの等が挙げられる。
【００３１】
更に、バイアス印加成長処理時のＢＥＧ処理用ガスの圧力は、１３３３乃至１６０００Ｐａとすることが好ましい。ＢＥＧ処理用ガスの圧力が１３３３Ｐａ未満の場合、高配向性ダイヤモンド膜の表面にバイアス電界によるイオンダメージが生じることがある。一方、ＢＥＧ処理用ガスの圧力が１６０００Ｐａを超えると、バイアス電界の効果が消失することがある。
【００３２】
更にまた、バイアス印加成長処理時のＢＥＧ処理用ガス圧が上述の範囲である場合、研磨処理後の高配向性ダイヤモンド膜に印加される負のバイアス電圧は−３００乃至−１００Ｖであることが望ましい。負のバイアス電圧が−１００Ｖを超える低バイアスの場合、バイアス効果が殆ど見られず、高配向性ダイヤモンド膜表面は、エッチングされて荒れるか、不均一成長により凹凸が著しくなることがある。同様に、負のバイアス電圧が−３００Ｖ未満の高バイアスの場合も、高配向性ダイヤモンド膜表面は、エッチングされて荒れるか又は不均一成長により凹凸が著しくなることがある。なお、これらの現象は、プラズマ処理時間、基板温度及びガス圧等の他の条件を変えても発生することがある。
【００３３】
このバイアス印加成長処理時間（負のバイアス印加時間）は５乃至６０分間であることが望ましい。バイアス印加成長処理時間が５分間よりも短いと、高配向性ダイヤモンド膜表面が十分に平坦化されないことがある。一方、バイアス印加成長処理時間が６０分間よりも長いと、研磨面上に再度ダイヤモンドが合成され、表面の凹凸大きくなり、研磨前の状態に戻ってしまうことがある。なお、バイアス印加成長処理時間のより好ましい範囲は、１０乃至３０分間である。
【００３４】
更にまた、本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法においては、表面を研磨した後、バイアス印加成長処理を施しているが、表面を研磨していない高配向性ダイヤモンド膜に対して前述の方法及び条件でバイアス印加成長処理を施しても、物理的な凹凸を解消することができず、表面が平坦で表面欠陥が少ない高配向性ダイヤモンド膜は得られない。即ち、本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜のような、平坦で欠陥が少ない表面状態を得るためには、研磨処理も重要な要素である。
【００３５】
本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法においては、表面研磨した高配向性ダイヤモンド膜を、負のバイアス電圧を印加しながら、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理するバイアス印加成長処理を施しているため、このバイアス印加成長処理を施していない表面研磨しただけの高配向性ダイヤモンド膜に比べて、表面が平坦で且つ表面の欠陥の密度が低い高品質な高配向性ダイヤモンド膜が得られる。その結果、この方法で製造された本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜は、電子デバイスに応用した際に優れた特性が得られる。
【００３６】
なお、本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法においては、図２に示す無機材研型のマイクロ波プラズマＣＶＤ装置を使用してバイアス印加成長処理を施しているが、本発明はこれに限定されるものではなく、負のバイアス電圧を印加しながら、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理できればよく、図２に示すマイクロ波プラズマＣＶＤ装置以外の装置を使用してもよい。
【００３７】
次に、本発明の第３の実施形態に係る高配向性ダイヤモンド膜の製造方法について説明する。前述の第２の実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法においては、研磨処理後の高配向性ダイヤモンド膜に対して、バイアス印加成長処理を施しているが、このバイアス印加成長処理の前及び／又は後に、負のバイアス電圧を印加せずに、水素ガス中又は水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理してもよい。これにより、前述の第２の実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法よりも、更に、高配向性ダイヤモンド膜表面を平坦化することができる。例えば、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理した場合は、高配向性ダイヤモンド表面に高品質のダイヤモンド層が積層され、更に合成条件によっては面内方向のダイヤモンド成長が進む。
【００３８】
本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法において、バイアス印加成長処理の前及び／又は後に実施されるマイクロ波プラズマ処理の際に、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガスを使用する場合は、炭素原子の量（モル）と水素原子の量（モル）との比（Ｃ／Ｈ）が２６００００ｐｐｍ以下である組成とすることが好ましい。Ｃ／Ｈが２６００００ｐｐｍを超えるガスを使用した場合、研磨面上に再度ダイヤモンドが合成され、高配向性ダイヤモンド膜を構成する各ダイヤモンド結晶粒子が不均一に成長し、却って表面に凹凸が生じ、研磨前の表面状態に戻ってしまうことがある。
【００３９】
また、バイアス印加成長処理前に実施する第１のプラズマ処理用のガスはＣ／Ｈが２０００ｐｐｍ以下である組成とし、ＢＥＧ処理用ガスはＣ／Ｈが１００乃至２６００００ｐｐｍである組成とし、バイアス印加成長処理後に実施する第２のプラズマ処理用のガスは、Ｃ／Ｈが２０００ｐｐｍ以下である組成とすることがより好ましい。但し、前述したように、これらの処理において最適なガス組成は、プラズマ処理時間、基板温度、ガス圧及び成膜装置の構造等の各種処理条件に強く依存するため、ここで示したＣ／Ｈのより好ましい範囲は、単なる指針にすぎない。
【００４０】
なお、本実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法における上記以外の構成及び効果は、前述の第２の実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法と同様である。
【実施例】
【００４１】
以下、本発明の実施例の効果について説明する。先ず、本発明の第１実施例として、図２に示すマイクロ波プラズマＣＶＤ装置を使用し、前述の第２の実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法により、高配向性ダイヤモンド膜を作製した。本実施例においては、先ず、従来技術に従って、縦１ｃｍ、横１ｃｍで、低抵抗のｐ型シリコン基板上に、膜厚が約４５μｍの高配向性ダイヤモンド膜を形成した。次に、この高配向性ダイヤモンド膜の表面を、約５μｍ研磨して平坦化した。研磨により得られたダイヤモンド膜の表面は、図４に示すダイヤモンド膜の表面に類似しているが、図４に示すような深いピットは見られなかった。
【００４２】
次に、この表面研磨後の高配向性ダイヤモンド膜を、図２に示すマイクロ波ＣＶＤ装置を使用して、バイアス印加成長処理した。その際、マイクロ波の波長は２．４５ＧＨｚとし、ＢＥＧ処理用ガスとしては、ＣＨ４ガス濃度が０．０７５体積％になるようにＨ２ガスで希釈したもの（Ｃ／Ｈ＝３８０ｐｐｍ）を使用した。また、ＢＥＧ処理用ガス圧を２６６６Ｐａ、基板１１の温度を７５０乃至８００℃とし、基板１１と対向電極１２との間に−１５０Ｖの電圧を印加した。
【００４３】
前述の条件でバイアス印加成長処理を２０分行ったところ、図１に示す高配向性ダイヤモンド膜と同様に、高配向性ダイヤモンド膜表面を全面にわたって平坦化することができた。また、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ：Atomic Force Microscope）により、バイアス印加成長処理前後の高配向性ダイヤモンド膜の表面の算出表面粗さＲａを測定した。その結果を下記表１に示す。
【００４４】
【表１】
0004535956.tif 000002
【００４５】
上記表１に示すように、バイアス印加成長処理前後の高配向性ダイヤモンド膜は、処理前の高配向性ダイヤモンド膜に比べて、表面の算出表面粗さＲａが１／３程度に低減しており、粒界に対応する領域においても、表面が平坦化されていた。
【００４６】
また、バイアス印加成長処理前後の高配向性ダイヤモンド膜の表面について、ラマンスペクトル、ＸＰＳ（X-ray Photoelectron Spectroscopy）、カソードルミネッセンス、ＴＥＭ（Transmission Electron Microscope：透過型電子顕微鏡）及びＬＥＥＤ（Low Energy Electron Diffraction）を測定し、表面欠陥の変化を調べたところ、いずれの測定においても、バイアス印加成長処理後の高配向性ダイヤモンド膜は、電子線回折及びカソードルミネッセンスの測定によれば、処理前の高配向性ダイヤモンド膜に比べて、表面欠陥が低減していた。
【００４７】
次に、本発明の第２実施例として、図２に示すマイクロ波プラズマＣＶＤ装置を使用し、前述の第３の実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の製造方法により、高配向性ダイヤモンド膜を作製した。本実施例においては、先ず、従来技術に従って、縦１ｃｍ、横１ｃｍで、低抵抗のｐ型シリコン基板上に、膜厚が約４５μｍの高配向性ダイヤモンド膜を形成した。次に、この高配向性ダイヤモンド膜の表面を、約５μｍ研磨して平坦化した。研磨により得られたダイヤモンド膜の表面は、図４に示すダイヤモンド膜の表面に類似しているが、図４に示すような深いピットは見られなかった。
【００４８】
次に、この表面研磨後の高配向性ダイヤモンド膜を、図２に示すマイクロ波ＣＶＤ装置を使用して、ＣＨ４ガス濃度が０．０３積％になるようにＨ２ガスで希釈したガス（Ｃ／Ｈ＝１５０ｐｐｍ）を使用し、負のバイアスを印加せずに、３０分間マイクロ波プラズマ処理を行った。この第１のプラズマ処理の間に、基板１１の温度は、６００℃から８００℃に上昇した。引き続き、図２に示すマイクロ波ＣＶＤ装置を使用して、ＣＨ４ガス濃度が０．１０体積％になるようにＨ２ガスで希釈したガス（Ｃ／Ｈ＝５００ｐｐｍ）を使用し、基板１１と対向電極１２との間に−１５０Ｖの電圧を印加し、バイアス印加成長処理を１５分間行った。このバイアス印加成長処理の間は、基板１１の温度は略８００℃であった。更に、図２に示すマイクロ波ＣＶＤ装置を使用して、ＣＨ４ガス濃度が０．０３積％になるようにＨ２ガスで希釈したガス（Ｃ／Ｈ＝１５０ｐｐｍ）を使用し、負のバイアスを印加せずに、１５分間マイクロ波プラズマ処理を行った。この第２のプラズマ処理の間は、基板１１の温度は略８００℃であった。なお、いずれの処理においても、マイクロ波の波長は２．４５ＧＨｚ、ガス圧は２６６６Ｐａとした。
【００４９】
本実施例の高配向性ダイヤモンド膜においては、図１に示す高配向性ダイヤモンド膜と同様に、その表面を全面にわたって平坦化することができた。また、ＡＦＭにより、各処理段階における高配向性ダイヤモンド膜の表面の算出表面粗さＲａを測定した。その結果を下記表２に示す。
【００５０】
【表２】
0004535956.tif 000003
【００５１】
上記表２に示すように、処理が進むに従い、高配向性ダイヤモンド膜の表面が平坦化していることが確認された。具体的には、バイアス印加成長処理の前後に、負のバイアス電圧を印加せずに水素ガスで希釈された炭素原子を含むガス中でマイクロ波プラズマ処理することにより、表面研磨しただけの高配向性ダイヤモンド膜に比べて、表面の算術平均粗さＲａを１／４程度まで低減することができた。
【００５２】
更に、前述の第１実施例と同様の方法で、各処理段階における高配向性ダイヤモンド膜表面の欠陥密度を調べたところ、本実施例の高配向性ダイヤモンド膜は、研磨処理しか行っていない高配向性ダイヤモンド膜に比べて、表面欠陥密度が大幅に減少していた。これは、負のバイアス電圧を印加せずにマイクロ波プラズマ処理した後、バイアス印加成長処理を行い、更にその後に、負のバイアス電圧を印加せずにマイクロ波プラズマ処理することにより、機械的研磨により生じた表面欠陥が低減することを示している。更にまた、水素ガスで希釈された炭素原子を含むガスの代わりに水素ガスを使用して、それ以外は本実施例と同様の条件で、バイアス印加成長処理の前後に、負のバイアス電圧を印加せずにマイクロ波プラズマ処理を行ったところ、本実施例と同様の効果が得られた。
【図面の簡単な説明】
【００５３】
【図１】本発明の第１の実施形態の高配向性ダイヤモンド膜の表面の図面代用写真である（ＳＥＭ写真）。
【図２】ＢＥＧ処理に使用するマイクロ波プラズマＣＶＤ装置の概略を示す図である。
【図３】従来の高配向性ダイヤモンド膜の表面の図面代用写真である（ＳＥＭ写真）。
【図４】研磨処理後の高配向性ダイヤモンド膜表面の図面代用写真である（ＳＥＭ写真）。
【符号の説明】
【００５４】
１；マイクロ波電源
２；アイソレータ
３；チューナー
４；導波管
５；プランジャー
６；チャンバー
７；導入口
８；排気口
９；支持棒
１０；基板支持台
１１；基板
１２；対向電極
１３；プラズマ
１４；交流電源
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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